(57)【要約】【課題】  Ｆｅを含有する、耐食性に優れたチタン材およびその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｆｅを０．１〜２．５質量％含有するチタンにおいて、針状あるいはラス状のミクロ組織を有し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析した濃度分布においてＦｅ濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積を５％以上とすることによって、Ｆｅ含有チタン材の耐食性を高めることができる。β相単相となるβ変態点超の温度から冷却した後あるいは冷却中に６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域で加熱することによって、Ｆｅ含有チタン材の耐食性を高めることができる。【選択図】  図３
2005336551.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅを０．１〜２．５質量％含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物であり、針状あるいはラス状のミクロ組織を有し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析した濃度分布においてＦｅ濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積が５％以上であることを特徴とする、耐食性に優れたＦｅ含有チタン材。
【請求項２】
前記Ｆｅ量の一部が、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕのβ安定化元素の１種または２種以上で置換され、Ｆｅおよび該β安定化元素を合計で０．１〜２．５質量％含有するとともに、前記ミクロ組織中のＦｅ濃度が、Ｆｅおよび前記β安定化元素の合計濃度で表されることを特徴とする、請求項１に記載の耐食性に優れたＦｅ含有チタン材。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ａｌ：０．０１〜６．５％、
Ｏ  ：０．１５〜０．４％、
Ｃ  ：０．０１〜０．１％、
Ｎ  ：０．０１〜０．１％
のα安定化元素を１種または２種以上含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐食性に優れたＦｅ含有チタン材。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれか１項に記載の成分組成を有するチタン材を、β相単相となるβ変態点超の温度から冷却した後、６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域で加熱することを特徴とする、針状あるいはラス状のミクロ組織を有し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析した濃度分布においてＦｅ濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積が５％以上である耐食性に優れたＦｅ含有チタン材の製造方法。
【請求項５】
請求項１ないし３のいずれか１項に記載の成分組成を有するチタン材を、β相単相となるβ変態点超の温度に加熱した際の冷却途中で、６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域にて熱処理することを特徴とする、針状あるいはラス状のミクロ組織を有し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析した濃度分布においてＦｅ濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積が５％以上である耐食性に優れたＦｅ含有チタン材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｆｅ（鉄）を含有する、耐食性に優れたチタン材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタン中のＦｅ濃度が高まると腐食量が増加することが知られている。その一例として非特許文献１の「純チタンの耐食性に及ぼす微量不純物の影響（著者  高村ら）」に、Ｆｅ濃度が０．０１質量％未満から０．４９質量％の純チタン系材料において、硝酸のような酸化性腐食環境ではＦｅ濃度によらずほとんど腐食せず耐食性に影響しないが、塩酸や硫酸などの非酸化性腐食環境ではＦｅ濃度の増加に伴い腐食量が増加することが報告されている。
【０００３】
一方、ＦｅはＯ（酸素）同様にチタン中に必ず含まれており、工業用純チタンのＪＩＳ規格においてもＦｅ濃度はＪＩＳ１種で０．２０質量％以下、ＪＩＳ２種で０．２５質量％以下、ＪＩＳ３種で０．３０質量％以下、ＪＩＳ４種では０．５０質量％以下と相当量を含有する規格となっている。また、安価原料（オフグレードスポンジチタン、スクラップなど）を利用することによってもチタン中のＦｅ濃度が増す他に、安価な合金化添加物として積極的にＦｅやＦｅを含むＦｅｒｒｏ−ＣｒやＦｅｒｒｏ−Ｍｏなどをチタンへ添加する場合がある。
【０００４】
耐食性を高める方法として、特許文献１に記載の「工業用純チタンおよびその製造方法」の発明ではＦｅ濃度が０．１〜０．１９質量％の工業用純チタンにおいて、熱間圧延を加えて次いで約５５０〜７５０℃程度の温度で焼鈍し結晶粒径を３０μｍ以下としている。一方、特許文献２に記載の「耐食性に優れたＴｉ製部材」の発明では平均結晶粒径を２０〜１００μｍとしている。ここで特許文献２に記載の発明の実施例では約７００〜８００℃の熱処理を実施している。
【０００５】
特許文献１、特許文献２に記載の発明は、結晶粒径を規定することによって、いずれも腐食環境中で溶出しやすい結晶粒界の量や結晶粒界への微量元素の偏析を制御して結晶粒界の溶出を抑えるものであり、一般的な等軸組織である。両特許文献に記載の発明の熱処理温度域がβ変態点である８８２℃よりも低いことからも等軸組織であることがわかる。この等軸組織は等軸形状のα相結晶粒からなり、α相中の固溶限を超えたＦｅなどのβ安定化元素がα相結晶粒の粒界に濃化している。ちなみにＴｉとＦｅの二元系状態図（非特許文献２参照。）より、α相中には最大でも約０．０５質量％のＦｅしか固溶されない。
【０００６】
【特許文献１】特許第３３０３５３４号公報
【特許文献２】特開平０５−０７０９１３号公報
【非特許文献１】防食技術Ｖｏｌ．１９，Ｎｏ．５／６，ｐ１４
【非特許文献２】ＡＳＭ発行、PHASE DIAGRAMS OF BINARY TITANIUM ALLOYS
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
以上の従来技術は、β安定化元素であるＦｅの濃度が高く０．０５質量％超となると、一般的な焼鈍や熱処理温度であるβ変態点未満の温度では上述のようにα相の等軸結晶の粒界にＦｅやＣｒが濃化する。この粒界が腐食されやすく、特許文献１や特許文献２に記載の発明はともに等軸組織であるため３次元的に結晶粒界が連続しており、粒界が次々と溶出する。そのためにＦｅの濃度が低い場合に比べて腐食速度が大きくなってしまう。更に焼鈍時にＦｅが濃化した粒界がα相結晶粒の成長を抑制するため、結果として結晶粒は細かくなり腐食されやすい粒界の総体積（断面では総面積）が大きな金属組織となってしまう。
【０００８】
そこで、本発明は、前記した従来技術の課題を鑑みて、Ｆｅ濃度が高いチタンにおいて、耐食性に優れたチタン材およびその製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
このような目的に応えるべく本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、以下のような本発明のチタン材と耐食性を高める熱処理方法を成すに至った。
【００１０】
本発明のチタン材と耐食性を高める熱処理方法は以下の特徴を有するものである。
（１）  Ｆｅを０．１〜２．５質量％含有し、残部Ｔｉおよび不可避的不純物であり、針状あるいはラス状のミクロ組織を有し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析した濃度分布においてＦｅ濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積が５％以上であることを特徴とする、耐食性に優れたＦｅ含有チタン材。
（２）  前記Ｆｅ量の一部が、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕのβ安定化元素の１種または２種以上で置換され、Ｆｅおよび該β安定化元素を合計で０．１〜２．５質量％含有するとともに、前記ミクロ組織中のＦｅ濃度が、Ｆｅおよび前記β安定化元素の合計濃度で表されることを特徴とする、上記（１）に記載の耐食性に優れたＦｅ含有チタン材。
（３）  さらに、質量％で、Ａｌ：０．０１〜６．５％、Ｏ：０．１５〜０．４％、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１〜０．１％のα安定化元素を１種または２種以上含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐食性に優れたＦｅ含有チタン材。
（４）  上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の成分組成を有するチタン材を、β相単相となるβ変態点超の温度から冷却した後、６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域で加熱することを特徴とする、針状あるいはラス状のミクロ組織を有し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析した濃度分布においてＦｅ濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積が５％以上である耐食性に優れたＦｅ含有チタン材の製造方法。
（５）  上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の成分組成を有するチタン材を、β相単相となるβ変態点超の温度に加熱した際の冷却途中で、６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域にて熱処理することを特徴とする、針状あるいはラス状のミクロ組織を有し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析した濃度分布においてＦｅ濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積が５％以上である耐食性に優れたＦｅ含有チタン材の製造方法。
【００１１】
ここで、図１の（ａ），（ｂ）にβ相単相となるβ変態点超の温度から冷却された針状あるいはラス状のミクロ組織（以降、組織ａという。）を示す。一方、図２は代表的な等軸組織（以降、組織ｂという。）であり、図１の（ａ），（ｂ）とは全く異なった組織である。またβ変態点超の温度とは、チタンがβ相単一となる温度域のことである。
【００１２】
電子線マイクロアナライザ（以降、ＥＰＭＡという。）で分析した濃度分布とは、チタン材を樹脂に埋め込んで研磨し、その埋め込み研磨面の一部領域にて、Ｆｅ、およびＣｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕのβ安定化元素の合計の濃度を面分析したものである。この濃度分析から得られる分析した面内のＦｅおよび前記β安定化元素の合計の“平均濃度”と“ヒストグラムなどの濃度分布”から、Ｆｅおよび前記β安定化元素の合計の濃度が平均濃度の１．５倍以上である面積率を求める。
【００１３】
ここで熱処理後の冷却方法は、水冷、空冷、不活性ガスをフローした冷却、炉冷など特に限定するものではない。
【発明の効果】
【００１４】
Ｆｅおよび前記β安定化元素を合計で０．１〜２．５質量％含有するチタンにおいて、針状あるいはラス状のミクロ組織を有し、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で分析した濃度分布においてＦｅおよび前記β安定化元素の合計の濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積を５％以上とすることによって、チタン材の耐食性を高めることができる。β相単相となるβ変態点超の温度から冷却した後あるいは冷却中に６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域で加熱することによって、チタン材の耐食性を高めることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
図３に、化学分析したＦｅおよび前記β安定化元素（以下、前記β安定化元素も含めて単にＦｅともいう。）の合計濃度、ＥＰＭＡ分析によるＦｅの濃度分布（後述のＦｅ濃化面積率）、加えてミクロ組織（組織ａ、組織ｂ）と腐食速度（０．１ｍｍ／年以下、０．１ｍｍ年超）との関係を示す。ここで用いたチタン材は、Ｆｅを０．１〜０．２５質量％含有し、Ａｌ，Ｏ，Ｎ，Ｃを不可避的に含むものの他にこれらを１種以上添加したものもある。ミクロ組織とＦｅの濃度分布は、チタン材を冷間加工した後、種々熱処理を施すことによって調整した。腐食速度は、前記の種々熱処理後のチタン材からサイズ３ｍｍ×２５ｍｍ×２５ｍｍ、表面＃６００研磨仕上げの試験片を作製し、４００ｍｌの沸騰した塩酸１質量％水溶液中に２４時間浸漬した前後の質量変化から求めた。ここで腐食量を算出する際には密度４．５１ｇ／ｃｍ3を用いた。
【００１６】
ここで、ＥＰＭＡは、日本電子製ＪＸＡ８８００Ｒを用いて表面を鏡面研磨した試料にて実施しており、Ｆｅ濃度を２００μｍ×２００μｍの範囲内にて１μｍメッシュで分析して、その濃度分布を得た。図３の縦軸である“Ｆｅ濃度が平均値の１．５倍以上に濃化した部分の面積率（％）”は、ＥＰＭＡ分析した２００μｍ×２００μｍ範囲内でＦｅ濃度が平均値（２００μｍ×２００μｍ範囲のＥＰＭＡ分析結果）に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積が何％あるかを計算したものである。以降、”Ｆｅ濃度が平均値の１．５倍以上に濃化した部分の面積率”を「Ｆｅ濃化面積率」と呼ぶ。
【００１７】
図３より、腐食速度が０．１ｍｍ／年以下（○）となるチタン材はミクロ組織が組織ａで且つ縦軸のＦｅ濃化面積率が５％以上である。一方、ミクロ組織が組織ａであっても縦軸のＦｅ濃化面積率が５％未満である場合（×）やミクロ組織が組織ｂの場合（▲）には腐食速度が０．１ｍｍ／年を超える。
【００１８】
一般的な等軸組織である組織ｂでは粒界にＦｅが濃化しており、この粒界が腐食されやすく且つ粒界の体積が大きく３次元的に深さ方向に連続しているため、次々と粒界が溶出し腐食が進行する（結晶粒全周囲の粒界が溶出した結果、結晶粒が欠落したような形態になる場合もある）。その結果、腐食速度が大きい。β相単相となるβ変態点超の温度から冷却した針状あるいはラス状の組織である組織ａでもＦｅの濃化が小さい状態（Ｆｅ濃化面積率が５％未満）ではＦｅが過飽和固溶した部分が大半であるため全体に腐食が進行する。
【００１９】
これに対して、組織ａで且つＦｅ濃化面積率が５％以上になるとＦｅが濃化した針状あるいはラス状部分が溶出するが、Ｆｅ濃化部が深さ方向に非連続であるため組織ｂのような粒界に沿った腐食進行が抑制される。その他のＦｅが濃化していない部分は腐食の進行が遅い。その結果、腐食速度が低くできる。
【００２０】
以上より、腐食速度が０．１ｍｍ／年以下になることから、請求項１に記載の本発明ではＦｅを０．１〜２．５質量％含有するチタンにおいて、組織ａ（β相単相となるβ変態点超の温度から冷却された針状あるいはラス状のミクロ組織）を有し、Ｆｅ濃化面積率（ＥＰＭＡで分析した濃度分布においてＦｅ濃度が平均濃度に対して１．５倍以上に濃化した部分の面積）が５％以上であることとした。
【００２１】
ここで、Ｆｅを０．１質量％未満しか含有しない場合には元々Ｆｅ濃度が低いためミクロ組織やＦｅ濃化面積率の変化が腐食速度へほとんど影響しないことから、０．１質量％を本発明のＦｅ下限値とした。Ｆｅの上限値は、２．５質量％を超えると組織ａでもＦｅ濃化部分の面積が増すため腐食速度が０．１ｍｍ／年を超える場合があるため、２．５質量％とした。なお、Ｆｅ濃度に関するこれら点は後述の図５に示す。
【００２２】
請求項２に記載の本発明は、Ｆｅがβ安定化元素の一つであることから、Ｆｅと同様に作用する他のβ安定化元素Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕと、請求項１に記載の本発明のＦｅの一部とを置き換えるものである。
【００２３】
β安定化元素であるＦｅに対して、α安定化元素であるＯ，Ｎ，ＣやＡｌを１種以上添加したチタンにおいても、その効果は変わらないことから、請求項３に記載の本発明ではＦｅ（前記β安定化元素も含む。）を０．１〜２．５質量％含有し、且つα安定化元素であるＡｌ，Ｏ，Ｃ，Ｎを１種以上含有するチタンにおいて、組織ａを有し、Ｆｅ濃化面積率が５％以上であるチタン材とした。ここで、請求項３に記載の本発明では、Ａｌ、Ｏ、Ｃ、Ｎを、Ａｌ：０．０１〜６．５質量％、Ｏ：０．１５〜０．４質量％、Ｃ：０．０１〜０．１質量％、Ｎ：０．０１〜０．１質量％の範囲内とした。チタン中に不可避的に含まれるＡｌ、Ｏ、Ｃ、Ｎの濃度は各々約０．００１、約０．１、約０．００５、約０．００５質量％であることから、各元素濃度が不可避的に含まれる濃度を超えて有意差のある濃度を下限とした。一方、Ａｌ、Ｏ、Ｃ、Ｎの濃度が増すと加工性が低下することから、冷間変形能の指標として１０％以上の冷間圧延が可能な（割れを生じない）濃度を上限値とした。好ましくは、Ａｌ：０．１〜４質量％、Ｏ：０．１５〜０．３質量％、Ｃ：０．０１〜０．１質量％、Ｎ：０．０１〜０．０５質量％の範囲内である。
【００２４】
次に、図４と図５に熱処理方法の影響について示す。図４には、Ｆｅ濃度の異なる５種類のチタン材（記号Ｃ，Ｅ，Ｇ，Ｉ，Ｊ）において、β変態点超の１０００℃から空冷した後に実施する熱処理温度を５５０〜９２０℃の範囲で変えたときの腐食速度とＦｅ濃化面積率の変化を示す。なお、図４のチタン材は一旦β変態点超の１０００℃で熱処理していることから全ての熱処理条件にて組織ａを呈している。図５には、種々熱処理を実施した場合のチタン材が含有するＦｅ濃度（化学分析したＦｅ濃度）と腐食速度の関係を示す。
【００２５】
いずれのチタン材も冷間加工後に種々熱処理を実施した。腐食試験、Ｆｅ濃化面積率の測定ともに上述と同じ方法である。またβ変態点は示差熱分析法（ＤＴＡ）にて測定しており、加熱時に変態が終了する温度と冷却時に変態が開始する温度の平均値した。測定には直径４ｍｍ×長さ４ｍｍ（約０．２３ｇ）のチタン材試験片を用いてアルゴンガス雰囲気で５００℃〜９５０℃を５℃／分で加熱・冷却し、標準試料にはアルミナを使用した。
【００２６】
図４より、Ｆｅ濃化面積率（●、■、◆、▲、＊）は、１０００℃空冷後の熱処理温度が５５０℃では８時間加熱しても５％未満であり温度が低くＦｅの拡散が遅いためである。６００〜８５０℃（記号Ｇのみ６００〜８００℃）ではＦｅの拡散速度が高まり５％以上に達する。β変態点超の９２０℃（記号Ｇのみ８５０℃と９２０℃）ではＦｅが全て固溶したβ相に変態するため冷却後のＦｅ分布も均一化しＦｅ濃化面積率は２％未満に低下する。腐食速度（○、□、◇、△、×）はＦｅ濃度面積率に呼応して、１０００℃空冷後の熱処理温度が５５０℃では２ｍｍ／年超と高く、６００〜８５０℃（記号Ｇのみ６００〜８００℃）では０．１ｍｍ／年以下に減少し、β変態点超の９２０℃（記号Ｇのみ８５０℃と９２０℃）では２ｍｍ／年超に増加する。以上のように、耐食性を高める効果があった熱処理上限温度は、各チタン材のβ変態点（８９１、８７０、８３９、８７２、８８９℃）と比較することで、β変態点より２０℃低い温度（β変態点−２０℃）であるということができる。
【００２７】
また図５に示したように、一般的な冷間加工後の再結晶焼鈍に相当する７５０℃（◆）やβ単相域である１０００℃から冷却したもの（■）と比較して、Ｆｅ濃度が０．１〜２．５質量％の範囲では１０００℃から冷却した後に６００，７５０，８００℃で熱処理することによって（△、○、□）、腐食速度は０．１ｍｍ／年以下に低下する。上述したようにＦｅ濃度が０．１質量％未満では元々腐食速度が低いことから熱処理の影響はほとんどなく、Ｆｅが２．５質量％までは腐食速度は０．１ｍｍ／年以下に低下するが、これを超えて３．０質量％では０．１ｍｍ／年を超える場合がある。
【００２８】
β変態点超の温度から冷却した後にβ変態点未満の温度（α＋β二相温度域）で熱処理することによって、α＋β二相に変態するため過飽和に固溶したＦｅが拡散してＦｅが富化した相（熱処理時はβ相）が形成される。温度が低すぎるとＦｅの拡散が遅くＦｅが富化した部分がなかなか形成されず、一方、温度が高くβ変態点直下（「β変態点−２０℃」超）では耐食性の低いＦｅが富化した相（熱処理時はβ相）の量が多くなり腐食速度が０．１ｍｍ／年以下にならない場合がある。
【００２９】
以上より、耐食性が高い請求項１ないし３のいずれか１項に記載の本発明のチタン材は、β変態点超の温度から冷却した後に、６００℃〜β変態点より２０℃低い温度（β変態点−２０℃）の範囲内で熱処理ことによって得られる。したがって、請求項４に記載の本発明ではチタン材をβ相単相となるβ変態点超の温度から冷却した後、６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域で熱処理することとした。
【００３０】
また、６００℃〜（β変態点−２０℃）の熱処理をβ変態点超の温度から冷却する過程で実施しても、上述のＦｅが富化するα＋β二相への変態は同じように起きて請求項１ないし３のいずれか１項に記載の本発明のチタン材が得られることから、請求項５に記載の本発明ではβ相単相となるβ変態点超の温度に加熱し、その冷却の途中で６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域で熱処理することとした。
【実施例１】
【００３１】
以下、実施例により本発明の効果を説明する。
【００３２】
表１に種々熱処理と腐食試験を実施したチタン材（Ａ〜Ｒ）の化学成分とβ変態点を示す。記号Ａ〜ＨはＦｅ濃度が０．０４〜２．９８質量％の範囲で異なっているが、他元素はほぼ同等な濃度である。記号ＩはＦｅ以外にβ安定化元素であるＣｒが添加されている。記号Ｉ〜ＲはＦｅ濃度が０．１５〜３．９３質量％の範囲で異なっている他に、α安定化元素であるＡｌ，Ｏ，Ｎ，Ｃが添加されている。記号Ｎにおいては更にβ安定化元素であるＣｒが添加されている。ここでβ変態点は示差熱分析法（ＤＴＡ）にて測定した値である。
【００３３】
【表１】
2005336551.tif 000003
【００３４】
表２と表３に記号Ａ〜Ｉ、表４に記号Ｊ〜Ｒに施した種々熱処理条件とそのミクロ組織＃１、Ｆｅ濃化面積率＃２、腐食速度＃３を示す。ここで熱処理前の工程はいずれも冷間圧延である。表中の＃１，＃２，＃３は以下の註釈を意味する。
【００３５】
＃１：試料断面を埋込研磨した後に硝フッ酸水溶液でエッチングしてミクロ組織を光学顕微鏡で観察した。そのミクロ組織が、β相単相となるβ変態温度超の温度から冷却された針状あるいはラス状のミクロ組織である場合には「組織ａ」、等軸組織である場合には「組織ｂ」とする。
【００３６】
＃２：ＥＰＭＡ測定したＦｅ濃度分布から、Ｆｅ濃度がその平均値の１．５倍以上に濃化した部分の面積率を求めた。
【００３７】
＃３：熱処理後に研磨して表面を＃５００に仕上げた試料（寸法２×２５×２５ｍｍ）を、沸騰した１質量％の塩酸中（５００ｍｌ）に２４時間浸漬し、浸漬前後の質量変化より腐食速度を求めた。
【００３８】
【表２】
2005336551.tif 000004
【００３９】
【表３】
2005336551.tif 000005
【００４０】
【表４】
2005336551.tif 000006
【００４１】
Ｆｅ濃度が０．０７質量％以下と低い記号Ａと記号Ｂは、表２のＮｏ．１〜５に示したように熱処理条件によらず腐食速度が０．１ｍｍ／年以下と低い。これに対してＦｅ濃度が０．１〜２．９８質量％と高い記号Ｂ〜Ｉは、表２のＮｏ．６〜１３（記号Ｃ）、Ｎｏ．１４，１５（記号Ｄ）、Ｎｏ．１６〜２３（記号Ｅ）、Ｎｏ．２４から２８（記号Ｆ）、表３のＮｏ．２９〜３５（記号Ｇ）、Ｎｏ．３６〜３８（記号Ｈ）、Ｎｏ．３９〜４５（記号Ｉ）に示したように、ミクロ組織とＦｅ濃化面積率が熱処理条件によって変化し、それに応じて腐食速度も変化する。
【００４２】
β変態点超の温度で熱処理せずに一般的な再結晶焼鈍熱処理である７５０℃・１時間・空冷の熱処理を実施したもの（表２の比較例Ｎｏ．６，１４，１６，２４、表３の比較例Ｎｏ．２９，３６，３９）は、ミクロ組織が組織ｂを呈しており、いずれの場合にも腐食速度が２ｍｍ／年以上と大きい。
【００４３】
またβ変態点超である１０００℃・２０分・空冷の熱処理を施したままのもの（表２の比較例Ｎｏ．７，１７、表３の比較例Ｎｏ．３７）と、その後に更にβ変態点超である９２０℃（記号Ｃ，Ｅ，Ｇ，Ｉ）と８５０℃（記号Ｇのみ）で熱処理したもの（各々、表２の比較例Ｎｏ．１３，２３、表３の比較例Ｎｏ．３５，４５、および表３の比較例Ｎｏ．３４）は、ミクロ組織が組織ａとなっているが、Ｆｅ濃化面積率が１．７％以下と低く、これに対応して腐食速度は２．４ｍｍ／年以上と大きい。
【００４４】
一方、β変態点超である１０００℃で一段目の熱処理を実施した後に、二段目に５５０℃〜「β変態点−２０℃」の温度域で熱処理したものを比較すると、二段目の加熱温度が低い５５０℃の場合（表２の比較例Ｎｏ．８，１８、表３の比較例Ｎｏ．３０，４０）、ミクロ組織は組織ａであるがＦｅ濃化面積率が５％未満と低く、腐食速度は０．９〜４．２ｍｍ／年と０．１ｍｍ／年を超えている。
【００４５】
これに対して、二段目の加熱温度が６００℃〜（β変態点−２０℃）の場合（実施例である表２のＮｏ．９〜１２，１５，１９〜２２，２６〜２８、表３のＮｏ．３１〜３３，４１〜４４）、ミクロ組織は組織ａで且つＦｅ濃化面積率は５％以上となり、これに伴って腐食速度は０．１ｍｍ／年以下と低い値となっている。但し、Ｆｅ濃度は２．５質量％を超えている記号Ｈでは、β変態点超の熱処理後に７５０℃で加熱しても腐食速度は０．１ｍｍ／年以下には低下していない（表３の比較例Ｎｏ．３８）。
【００４６】
Ｆｅ濃度が０．１５〜３．９３質量％の範囲で異なっている他に、α安定化元素であるＡｌ，Ｏ，Ｎ，Ｃが添加されている記号Ｉ〜Ｒでも、表４に示したように、上述した表２と表３と同様の結果である。
【００４７】
組織ａで且つＦｅ濃化面積率が５％以上である実施例（表４のＮｏ．４８〜５１，５４，５６，５８，６０，６２，６４，６７〜６９）はいずれもβ変態点超の１０００℃で一段目の熱処理を実施した後に６００℃〜（β変態点−２０℃）で二段目の加熱をしており、腐食速度は０．１ｍｍ／年未満に低下している。但し、Ｆｅ濃度は２．５質量％を超えている記号Ｒでは、β変態点超の熱処理後に７５０℃で加熱しても腐食速度は０．１ｍｍ／年以下には低下していない（表４の比較例Ｎｏ．７１）。
【００４８】
これに対して、組織ｂである表４の比較例（表４で７５０℃加熱のみを実施したＮｏ．４６，５３，５５，５７，５９，６１，６３，６５，７０）と組織ａではあるがＦｅ濃化面積率が５％未満である比較例（二段目の加熱温度が５５０℃と低いか９２０℃とβ変態点を超えている表４のＮｏ．４７，５２，６６）はいずれも腐食速度が２．９ｍｍ／年以上と大きい。
【実施例２】
【００４９】
続いて、表５に記号Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｉ，Ｋのチタン材にてβ変態点超の温度から冷却中に所定温度で保持した場合、あるいは所定温度域を徐冷した場合の実施例を示す。
【００５０】
【表５】
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【００５１】
冷却中に６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域である７５０℃あるいは８００℃で保持した後に空冷した表５の実施例Ｎｏ．７２〜７５，７７〜８２はいずれもミクロ組織が組織ａで且つＦｅ濃化面積率が５％以上となっており、腐食速度は０．１ｍｍ／年未満と小さい。また冷却中に６００℃〜（β変態点−２０℃）の温度域である７５０℃〜８００℃の間を１時間で徐冷した表５の実施例Ｎｏ．７６，８３も同様にミクロ組織が組織ａで且つＦｅ濃化面積率が５％以上となっており、腐食速度は０．１ｍｍ／年未満と小さい。表５では、冷却過程の保持および徐冷の効果について記号Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｉ，Ｋの実施例のみを示したが、他の化学成分においても同様の効果が得られる。
【００５２】
β変態点超の温度で加熱した後に実施する６００℃〜（β変態点−２０℃）域の熱処理の効果は、表５に示したようにβ変態点超の温度域からの冷却過程で実施しても、一旦室温まで冷却した後に二段目の熱処理として実施した場合と同等であることがわかる。
【００５３】
以上、冷間圧延した材料について実施例を説明したが、棒、線、厚板などでも同様の効果が得られており、本実施例はチタン材の形状を冷間圧延板に限定するものではない。
【図面の簡単な説明】
【００５４】
【図１】β相単相となるβ変態点超の温度から冷却された針状あるいはラス状のミクロ組織（組織ａ）を示す図である。
【図２】代表的な等軸組織（組織ｂ）を示す図である。
【図３】化学分析したＦｅ濃度、Ｆｅ濃化面積率、ミクロ組織（組織ａ、組織ｂ）とその腐食速度（０．１ｍｍ／年以下、０．１ｍｍ年超）の関係を示す図である。
【図４】Ｆｅ濃度の異なる４種類のチタン材において、β変態点超の１０００℃から空冷した後に実施する熱処理温度を５５０〜９２０℃範囲で変えたときの腐食速度とＦｅ濃化面積率の変化を示す図である。
【図５】種々熱処理を実施した場合のチタン材が含有するＦｅ濃度（化学分析したＦｅ濃度）と腐食速度の関係を示す図である。
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図１】
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【図２】
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